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Caracterização da zona termicamente afetada de aço produzido via resfriamento acelerado

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Academic year: 2017

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(1)

Dissertação de Mestrado

Caracterização da zona termicamente

afetada de aço produzido

via resfriamento acelerado

Autor: Ramsés Ferreira da Silva Orientador: Paulo José Modenesi

(2)

UNIVERSIDADE FEDERAL DE MINAS GERAIS

Curso de Pós-Graduação em Engenharia Metalúrgica e de Minas

Ramsés Ferreira da Silva

CARACTERIZAÇÃO DA ZONA TERMICAMENTE AFETADA DE

AÇO PRODUZIDO VIA RESFRIAMENTO ACELERADO

Dissertação de Mestrado a ser Apresentada ao Curso de Pós-Graduação em Engenharia Metalúrgica e de Minas da Universidade Federal de Minas Gerais

Área de concentração: Ciência e Engenharia de Materiais Orientador: Prof. Dr. Paulo José Modenesi

Belo Horizonte

(3)
(4)

AGRADECIMENTOS

Gostaria de expressar meus sinceros agradecimentos:

a minha esposa, pelo incondicional apoio e ajuda em momentos difíceis;

aos meus pais e demais familiares, que sempre acreditaram em meu sucesso profissional;

ao professor Paulo José Modenesi pela dedicada orientação durante as etapas de elaboração deste trabalho;

ao engenheiro da Usiminas Ricardo Miranda Alé pela disponibilidade, acompanhamento, sugestões e críticas;

ao corpo de engenheiros do Centro de Tecnologia Usiminas - Unidade Ipatinga, em especial a Odair José dos Santos, Carlos Augusto Salaroli, Túlio Magno Fuzessy de Melo e Fernando de Souza Costa pelo apoio incondicional oferecido;

ao assistente técnico do Centro de Tecnologia Usiminas - Unidade Ipatinga, Sérgio Luiz Vieira pelo apoio irrestrito;

aos assistentes técnicos José Geraldo Moreira, José Carlos Teixeira, Luiz Carlos Metzcker, Nívia Lelis Silva Souza e Fernando Dias Brum, do Centro de Tecnologia Usiminas - Unidade Ipatinga, pela paciente atenção, dedicação e apoio na realização dos ensaios deste trabalho;

à todos do corpo profissional da Usiminas que, direta ou indiretamente, contribuíram para a realização deste trabalho;

(5)

SUMÁRIO

LISTA DE FIGURAS ... iv

LISTA DE TABELAS ... x

LISTA DE SÍMBOLOS ... xii

1 – INTRODUÇÃO ... 1

2 – OBJETIVOS ... 3

3 – REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ... 4

3.1 – Aços para Plataformas Offshore ... 4

3.2– Colapso de estruturas soldadas ... 10

3.2.1 – Navios Liberty(7,8) ... 11

3.2.2 – O Desastre da Plataforma Alexander Kielland(9) ... 13

3.2.3 – Ensaios para a determinação da tenacidade à fratura ... 15

3.3 – Microestruturas da ZTA ... 16

3.3.1 Regiões da ZTA ... 16

3.3.2 Produtos de Transformação da Austenita ... 18

3.3.3 Terminologia dos Constituintes da ZTA ... 27

3.3.4 Regiões da ZTA em soldagem de múltiplos passes ... 32

3.4 Tenacidade da ZTA ... 37

3.5 Relação entre Microestrutura e Tenacidade ... 40

3.6 Simulação Térmica da ZTA ... 43

3.6.1 Exemplos de Aplicação da Gleeble em Simulações de Ciclos Térmicos de Soldagem ... 45

4 – METODOLOGIA ... 50

4.1 – Materiais utilizados ... 50

4.2 – Fabricação e Laminação dos Lingotes ... 50

4.3 – Caracterização dos materiais ... 53

(6)

4.3.2 – Caracterização Microestrutural ... 54

4.3.3 – Ensaios Mecânicos ... 54

4.3.4 – Ensaios no Dilatômetro ... 56

4.4 – Simulação de Ciclos Térmicos de Soldagem na Gleeble ... 57

4.4.1 – Simulação da GGZTA com Diferentes Aportes Térmicos ... ...60

4.5– Simulação de Ciclos Térmicos de Soldagem no Dilatômetro ... ...64

4.5.1 – Simulação de diferentes Tpico ... 64

4.5.2 – Simulação de Ciclos Interrompidos na Região Intercrítica ... 65

4.5.3 – Simulação de Ciclos Térmicos de soldagem Multipasses ... 65

4.6 – Ensaios Mecânicos e Metalográficos das ZTA´s Simuladas ... 66

4.6.1 – Ensaio de Impacto Charpy ... 66

4.6.2 – Ensaio de Dureza ... 66

4.6.3 – Ensaios Metalográficos... 66

5 – RESULTADOS ... 69

5.1 – Caracterização dos Materiais ... 69

5.1.1 – Análise Química ... 69

5.1.2 – Caracterização Metalográfica ... 69

5.1.3 - Propriedades Mecânicas ... 72

5.1.4 - Ensaios Dilatométricos ... 74

5.2 – Operacionalidade da Gleeble ... 76

5.2.1 – Definição da Curva de Simulação de Ciclo Térmico ... 76

5.2.1.1 – Curva FS(table)... 76

5.2.1.2 – Curva Hannerz ... 78

5.2.1.3 – Curva Rykalin-2D ... 79

5.2.1.4 – Curva Rykalin-3D ... 80

5.2.1.5 – Curva Rosenthal ... 81

5.2.1.6 – Curva Exponencial Cooling (Resfriamento Exponencial) ... 82

5.2.1.7 – Curva de Simulações de Recozimento ... 82

(7)

5.2.2.1 – Entalhe e/ou Fusão na Região de Contato Corpo-de-prova/Garra ... 83

5.2.2.2 –Variação do TGγ e da Microestrutura na Seção do Corpo-de-Prova ... 84

5.2.2.3 - Alta Dispersão no Ensaio de Resistência ao Impacto ... 91

5.2.2.4 - Influência da Distância entre Garras na Distribuição de Temperatura ao Longo do Corpo-de-Prova ... 95

5.3 – Simulação de Ciclos Térmicos de Soldagem ... 97

5.3.1 – Influência do Aporte Térmico e do Ceq na Soldagem de Passe Único ... 97

5.3.2 – Influência da Tpico na microestrutura e dureza da ZTA ... 121

5.3.3 – Formação microestrutural durante resfriamento ... 129

5.3.4 – Simulação de Duplo Ciclo de Soldagem ... 140

6 – DISCUSSÃO DOS RESULTADOS ... 150

6.1 – Caracterização dos Materiais ... 150

6.2 – Operacionalidade da Gleeble ... 151

6.2.1 – Definição da Curva de Simulação de Ciclo Térmico ... 151

6.2.2– Problemas Verificados e Possíveis Soluções ... 153

6.2.2.1 – Entalhe e/ou Fusão na Região de Contato Corpo-de-prova/Garra ... 153

6.2.2.2 –Variação do TGγ e da Microestrutura na Seção do Corpo-de-Prova ... 154

6.2.2.3 - Alta Dispersão no Ensaio de Resistência ao Impacto ... 156

6.2.3 - Influência da Distância entre Garras na Distribuição de Temperatura ao Longo do Corpo-de-Prova ... 156

6.2.4 – Considerações Finais ... 161

6.3 – Simulação de Ciclos Térmicos de Soldagem ... 163

6.3.1 – Influência do Aporte Térmico na Soldagem de Passe Único ... 163

6.3.2 – Influência da Composição Química na Soldagem de Passe Único ... 169

6.3.3 – Influência da Tpico na microestrutura e dureza da ZTA ... 172

6.3.4 – Formação da Microestrutura Durante Resfriamento ... 174

6.3.5 – Simulação de Duplo Ciclo de Soldagem ... 176

7 – CONCLUSÕES ... 178

8 – RELEVÂNCIA DOS RESULTADOS ... 180

9 – SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS ... 181

(8)

LISTA DE FIGURAS

(9)

FIGURA 3.21 – Representação esquemática da microestrutura da ZTA durante uma soldagem de múltiplos passes como função da temperatura máxima de

ciclos de soldagem sucessivos. ... 35

FIGURA 3.22 – Diagrama das mudanças estruturais durante um ciclo térmico de soldagem e seus efeito nas propriedades da ZTA(19). ... 37

FIGURA 3.23 – Efeito da formação de perlita (0,15C-1,3Mn) versus a formação de M-A (0,14C-1,47Mn) na tenacidade à fratura na ICGGZTM-A(11). ... 39

FIGURA 3.24 – Diagrama semi-esquemático da relação entre a tenacidade Charpy e os produtos de transformação da austenita com diferentes composições (valores de CE) em uma ZTA(11). ... 42

FIGURA 3.25 – Relação entre a temperatura de ensaio de impacto Charpy que propicia um valor de 35 J com o aporte térmico e com o carbono equivalente(11) ... 42

FIGURA 3.26 – Efeito do tempo de resfriamento na tenacidade à fratura (integral J)(21) ... 46

FIGURA 3.27 – Efeito do segundo ciclo térmico na dureza e na fração de constituinte M-A(24). ... 47

FIGURA 3.28 – Energia absorvida e dureza das GGZTA(25). ... 48

FIGURA 3.29 – Efeito dos elementos de liga na tenacidade ao impacto da ZTA ... 49

FIGURA 4.1 – Forno de fusão à vácuo utilizado para a fabricação dos lingotes. ... 51

FIGURA 4.2 – Laminador piloto utilizado na laminação dos lingotes. ... 52

FIGURA 4.3 – Máquina de ensaio de tração Instron, modelo 5882. ... 55

FIGURA 4.4 – Amostra utilizada para simular ciclos térmicos de soldagem na Gleeble. ... 57

FIGURA 4.5 – Simulador termomecânico Gleeble 3500. ... 57

FIGURA 4.6 – Garras de cobre utilizadas na Gleeble para fornecer e retirar calor do corpo-de-prova. ... 58

FIGURA 4.7 – Corpo-de-prova com o termopar fixado no centro da zona de trabalho ... 58

FIGURA 4.8 – Correlação do t8/5 obtidos por Marra et alii e os e os resultados teóricos-NSC(31) ... 60

FIGURA 4.9 – Ciclo térmico obtido em programa computacional para a definição de alguns parâmetros a serem simulados na Gleeble, para a condição de 50kJ/cm de HI ... 62

FIGURA 4.10 – Representação esquemática dos ciclos térmicos de soldagem a serem utilizados nesta etapa, com as mais importantes variaveis pré-definidas. ... 64

(10)

FIGURA 4.12 – Região a ser analisada via microscopia ótica. ... 67 FIGURA 5.1 – Aspecto típico das inclusões verificadas nas amostras analisadas ... 70 FIGURA 5.2 – Aspecto típico da microestrutura do aço LN, no centro e a ¼ da espessura. Ataque: Nital: 4%. Aumento: 500X ... 71 FIGURA 5.3 – Aspecto típico da microestrutura do aço LC, no centro da espessura. Ataque: Nital: 4% ... 72 FIGURA 5.4 – Energia absorvida em impacto Charpy em função da temperatura de ensaio ... 73 FIGURA 5.5 – Curva CCT do aço LN ... 74 FIGURA 5.6 – Curva CCT do aço LC ... 74 FIGURA 5.7 – Gráficos típicos obtidos no dilatômetro, antes do aferimento dos parâmetros de ajuste de ruído do Software de aquisição de dados ... 75 FIGURA 5.8 – Gráficos típicos obtidos no dilatômetro após aferimento dos parâmetros de ajuste de ruído do Software de aquisição de dados ... 75 FIGURA 5.9 – Planilha de programação e o ciclo térmico típico obtido quando utilizada a curva FS(table) ... 77 FIGURA 5.10 – Planilha de programação e o ciclo térmico típico obtido quando utilizada a curva Hannerz... 78 FIGURA 5.11 – Planilha de programação e o ciclo térmico típico obtido quando utilizada a curva Rykalin-2D ... 79 FIGURA 5.12 – Planilha de programação e o ciclo térmico típico obtido quando utilizada a curva Rykalin-3D ... 80 FIGURA 5.13 – Planilha de programação e o ciclo térmico típico obtido quando utilizado a curva Rosenthal ... 81 FIGURA 5.14 – Planilha de programação e o ciclo térmico típico obtido quando utilizada a curva Exponencial Cooling ... 82 FIGURA 5.15 – Ciclo térmico típico obtido quando utilizado a curva geralmente usada para simulações do processo de recozimento ... 84 FIGURA 5.16 – Aspecto de corpo-de-prova em que ocorreu a fusão da área

(11)

FIGURA 5.20 – Exemplos de comparação realizada entre a microestrutura de corpos-de-prova de um mesmo aço e simulados para um mesmo aporte térmico na Gleeble, que fraturaram de forma frágil e dúctil... 92 FIGURA 5.21 –Exemplo de comparação realizada entre o TGγ de corpos-de-prova de um mesmo aço e simulados para um mesmo aporte térmico na Gleeble, que fraturaram de forma frágil e dúctil ... 94 FIGURA 5.22 – Tpico obtida em diferentes posições do corpo-de-prova (centro, 1 mm e

3 mm de distância do centro) ... 96 FIGURA 5.23 – Aspecto típico da microestrutura da GGZTA do aço LN. Ataque: Nital 4%. Aumentos: 200X e 1000X. ... 99 FIGURA 5.24 – Aspecto típico da microestrutura da GGZTA do aço LN. Ataque: Nital 4%. Aumento: 500X. ... 101 FIGURA 5.25 – Aspecto típico da microestrutura da GGZTA do aço LC. Ataque: Nital 4%. Aumentos: 200X e 1000X. ... 104 FIGURA 5.26 – Aspecto típico da microestrutura da GGZTA do aço LC. Ataque: Nital 4%. Aumento: 500X ... 106 FIGURA 5.27 – Aspecto típico da microestrutura da GGZTA do aço LN. HI = 6 kJ/cm; Δt8/5 = 6,3 s ... 110

FIGURA 5.28 – Aspecto típico da microestrutura da GGZTA do aço LN. HI = 10 kJ/cm; Δt8/5 = 7,8 s ... 111

FIGURA 5.29 – Aspecto típico da microestrutura da GGZTA do aço LN. HI = 20 kJ/cm; Δt8/5 = 12,5 s ... 112

FIGURA 5.30 – Aspecto típico da microestrutura da GGZTA do aço LN. HI = 35 kJ/cm; Δt8/5 = 32,6 s ... 113

FIGURA 5.31 – Aspecto típico da microestrutura da GGZTA do aço LN. HI = 50 kJ/cm; Δt8/5 = 46 s ... 114

FIGURA 5.32 – Aspecto típico da microestrutura da GGZTA do aço LC. HI = 6 kJ/cm; Δt8/5 = 6,3 s ... 115

FIGURA 5.33 – Aspecto típico da microestrutura da GGZTA do aço LC. HI = 10 kJ/cm; Δt8/5 = 7,8 s ... 116

FIGURA 5.34 – Aspecto típico da microestrutura da GGZTA do aço LC. HI = 20 kJ/cm; Δt8/5 = 12,5 s ... 117

FIGURA 5.35 – Aspecto típico da microestrutura da GGZTA do aço LC. HI = 35 kJ/cm; Δt8/5 = 32,6 s ... 118

FIGURA 5.36 – Aspecto típico da microestrutura da GGZTA do aço LC. HI = 50 kJ/cm; Δt8/5 = 46 s ... 119

(12)

FIGURA 5.40 – Aspecto típico da microestrutura do aço LC para diferentes Tpico. HI = 50 kJ/cm. Δt8/5 = 46 s ... 126

FIGURA 5.41 – Influência da temperatura de pico na dureza das diferentes regiões da ZTA de ambos os aços avaliados ... 129 FIGURA 5.42 – Aspecto típico da microestrutura do aço LN temperado a 510ºC. HI: 50 kJ/cm; Δt8/5 = 46 s ... 131

FIGURA 5.43 – Aspecto típico da microestrutura do aço LN temperado a 490ºC. HI: 50 kJ/cm; Δt8/5 = 46 s ... 132

FIGURA 5.44 – Aspecto típico da microestrutura do aço LN temperado a 470ºC. HI: 50kJ/cm; Δt8/5 = 46s ... 133

FIGURA 5.45 – Aspecto típico da microestrutura do aço LC temperado a 610ºC. HI: 50 kJ/cm; Δt8/5 = 46s ... 134

FIGURA 5.46 – Aspecto típico da microestrutura do aço LC temperado a 590ºC. HI: 50 kJ/cm; Δt8/5 = 46 s ... 135

FIGURA 5.47 – Aspecto típico da microestrutura do aço LC temperado a 570ºC. HI: 50 kJ/cm; Δt8/5 = 46 s ... 136

FIGURA 5.48 – Aspecto típico da microestrutura do aço LC temperado a 550ºC. HI: 50 kJ/cm; Δt8/5 = 46 s ... 137

FIGURA 5.49 – Curvas de dilatação obtidas com o uso de diferentes temperaturas de têmpera, para o aço LN. Eixos X e Y correspondem a Temperatura (ºC) e dilatação, respectivamente ... 138 FIGURA 5.50 – Curvas de dilatação obtidas com o uso de diferentes temperaturas de têmpera, para o aço LC. Eixos X e Y correspondem a Temperatura (ºC) e dilatação, respectivamente ... 139 FIGURA 5.51 – Aspecto típico da microestrutura da ICGGZTA do aço LN. HI: 50 kJ/cm; Δt8/5 = 46 s; Tpico2: 795ºC. Aumento: 500X. Ataque:

nital 4%. ... 141 FIGURA 5.52 – Aspecto típico da microestrutura da ICGGZTA do aço LN. HI: 50 kJ/cm; Δt8/5= 46 s; Tpico2: 795ºC. Aumento: 500X ... 142

FIGURA 5.53 – Aspecto típico da microestrutura da ICGGZTA do aço LN. HI: 50 kJ/cm; Δt8/5 = 46s; Tpico2: 815ºC. Aumento: 500X. Ataque:

nital 4% ... 143 FIGURA 5.54 – Aspecto típico da microestrutura da ICGGZTA do aço LN. HI: 50 kJ/cm; Δt8/5 = 46 s; Tpico2: 815ºC. Aumento: 500X ... 144

FIGURA 5.55 – Aspecto típico da microestrutura da ICGGZTA do aço LC. HI: 50 kJ/cm; Δt8/5 = 46 s; Tpico2: 800ºC. Aumento: 500X. Ataque:

(13)

FIGURA 5.57 – Aspecto típico da microestrutura da ICGGZTA do aço LC. HI: 50 kJ/cm; Δt8/5 = 46s; Tpico2: 820ºC. Aumento: 500X. Ataque:

nital 4% ... 147 FIGURA 5.58 – Aspecto típico da microestrutura da ICGGZTA do aço LC. HI: 50 kJ/cm; Δt8/5 = 46s; Tpico2: 820ºC. Aumento: 500X ... 148

FIGURA 6.1 – Gradiente térmico ao longo do comprimento da amostra demonstrando as Work Zone para dois Free Span distintos(37) ... 157 FIGURA 6.2 – Representação esquemática de corpo-de-prova usado em simulação de ciclo térmico de soldagem na Gleeble, mostrando a Work Zone e o Free

Span ... 158

(14)

LISTA DE TABELAS

TABELA III.1 – Composição química típica de um aço com 355 N/mm2 fabricado por

tratamento termomecânico para utilização em plataformas offshore(6) .. 8

TABELA III.2 – Comparação da classificação dos diferentes produtos de transformação da austenita, entre o TWI e os pesquisadores da área de transformação de fase(18) ... 28

TABELA III.3 – Nomenclatura utilizada por diferentes pesquisadores para os constituintes da ZTA(18) ... 29

TABELA V.1 – Faixa de composição química visada para os aços produzidos (%p/p) 51 TABELA IV.2 – Valores aproximados das temperaturas Tnr e Ar3 estimadas através da composição química obtida ... 52

TABELA IV.3 – Sequência de passses de laminação em escala pilto empregada no processamento dos aços a LN e LC ... 53

TABELA IV.4 –t8/5 utilizado, em função do aporte térmico simulado(31) ... 62

TABELA IV.5 –tpico/8 utilizado em função do aporte térmico simulado(31) ... 63

TABELA IV.6 – Ciclos térmicos de soldagem a serem simulados na Gleeble, simulando a GGZTA ... 63

TABELA V.1 – Composição química para os aços produzidos para o estudo (%p/p) ... 69

TABELA V.2 – Resultado da classificação das inclusões ... 71

TABELA V.3 - Valores de propriedades mecânicas em tração ... 72

TABELA V.4 - Valores de dureza no centro da espessura ... 73

TABELA V.5 – Resultados de ensaios em impacto Charpy ... 73

TABELA V.6 – Valores de Ac1 e Ac3 definidos a partir dos gráficos dilatométricos que apresentavam ressaltos ... 75

TABELA V.7 – Valores de Ac1 e Ac3 definidos a partir dos gráficos que não apresentaram ressaltos ... 76

TABELA V.8 – Tamanho de grão austenítico medido próximo a borda em que foi soldado o termopar e na borda oposta ...91

TABELA V.9 – Lista das tentativas utilizadas para homogenizar a temperatura ao longo da seção do corpo-de-prova ... 92

TABELA V.10 –TGγ na GGZTA dos aços avaliados ... 120

TABELA V.11 – Dureza da GGZTA dos aços avaliados ... 121

TABELA V.12 – Quantidade (%) de constituinte M-A, medido via microscopia ótica, em amostras simuladas no dilatômetro. Aporte térmico: 50 kJ/cm .... 149

TABELA VI.1 - Zona de trabalho teórica, baseado na equação 6.2, quando utilizado 1350ºC e 35ºC para Tmax e To, respectivamente ... 159

(15)
(16)

LISTA DE SÍMBOLOS

AC = Ferrita com Segunda Fase

Ac1 = Temperatura Eutetóide

Ac3 = Temperatura Final de Transformação  -  (no aquecimento)

Al = Alongamento

Ar3 = Temperatura Inicial de Transformação  -  (no resfriamento)

ASTM = American Society for Testing Materials

c = Calor Específico do Material

CE ou Ceq = Carbono Equivalente

CP&D = Centro de Pesquisa & Desenvolvimento da Usiminas

CTOD = Crack Tip Oppening Displacement

D = Diâmetro Médio do Grão

FA = Ferrita Acicular

FC = Agregado Ferrita-carboneto

FCG = Ferrita de Contorno de Grão

FP = Ferrita Poligonal

FS = Temperatura Inicial de Transformação da Ferrita

FN = Ferrita de Widmanstatten Intragranular

FSA = Ferrita com Segunda Fase Alinhada

FSF = Ferrita com Segunda Fase Não Alinhada

FW = Ferrita de Widmanstatten

GGZTA = Região de Grãos Grosseiros

GGGG = Região de Grãos Grosseiros Reaquecida na Região de Grãos Grosseiros

GRZTA = Região de Grãos Refinados

GRGGZTA = Região de Grãos Grosseiros Reaquecida na Região de Grãos Refinados

J = Quantidade de calor gerado por efeito Joule

H = Energia de Soldagem

HI = Heat Input (Aporte Térmico)

h = Espessura da Chapa

I = Corrente

ICZTA = Região Intercrítica

ICGGZTA = Região de Grãos Grosseiros Reaquecida Intercriticamente

(17)

k = Condutividade Térmica do Material

L = Free Span (Distância Entre as Garras)

LBZ = Local Brittle Zone

LC = Aço obtido por laminação controlada e resfriamento acelerado

LE = Limite de escoamento

Li = Comprimento da Linha teste

LN = Aço obtido por laminação convencional e posterior normalização

LR = Limite de Resistência

M = Martensita

MB = Metal de Base

MEV = Microscópio Eletrônico de Varredura

MET = Microscópio Eletrônico de Transmissão

Ms = Temperatura de Início da Transformação Martensítica

n = Número de Campos

NSC = Nippon Steel Corporation

P = Perlita

Pcm = Carbono Equivalente

Pi = Número de Interseções com Contornos de Grão

R = Resistividade elétrica

SCZTA = Região Subcrítica

SCGGZTA = Região de Grãos Grosseiros Reaquecida Subcriticamente

T = Tempo

T0 = Temperatura de Pré-Aquecimento ou Temperatura na Interface

Garra/Corpo-de-prova

ta = Tempo necessário para Atingir a Temperatura de Pico

TGγ = Tamanho de Grão Austenítico

Tmáx = Temperatura no Centro do Corpo-de-Prova

Tnr = Temperatura de não Recristalização

Tpico = Temperatura de Pico

Tpico2 = Temperatura de Pico do segundo ciclo térmico

tp = Tempo de Permanência na Temperatura de Pico

TWI = The Welding Institute

X = Work Zone (Zona de trabalho)

(18)

ZAC = Zona Afetada pelo Calor

ZF = Zona Fundida

ZFL = Zona de Fragilização Localizada

ZTA = Zona Termicamente Afetada

t8/5 = Tempo de resfriamento entre 800 e 500ºC

t pico/8 = Tempo de resfriamento entre a temperatura de pico e 800ºC

t 5/ambiente = Tempo de resfriamento entre 500ºC e a temperatura ambiente

 = Massa específica do Material

(19)

RESUMO

(20)

ABSTRACT

(21)

1

INTRODUÇÃO

Em diversas aplicações envolvendo chapas grossas, incluindo aços para construção de plataformas offshore, a tenacidade ao impacto Charpy é um requisito importante, tanto para o material base quanto para juntas soldadas, nessas últimas, principalmente para a Zona Termicamente Afetada (ZTA). No caso do material base, tal requisito normalmente é satisfeito, uma vez que depende de fatores de controle relativamente fácil, como a limpidez e a microestrutura do aço (determinada pela composição química e pelas variáveis de seu processamento).

Já no caso de juntas soldadas, o atendimento a requisitos de impacto Charpy é mais difícil, uma vez que aos fatores que determinam a tenacidade do material base são somados outros fatores associados ao procedimento de soldagem (envolvendo a geometria da junta, o processo de soldagem, uso de pré-aquecimento, etc.). No final, a conjugação de tais fatores irá determinar a formação de microestruturas na região de solda que apresentarão diferentes tenacidades ao impacto Charpy.

O aquecimento decorrente do calor gerado no processo de soldagem e o resfriamento subseqüente alteram a microestrutura original do material base em diferentes intensidades a partir da linha de fusão. No caso de soldagens com um só passe, as transformações microestruturais são de caracterização relativamente simples. No caso de soldagens multipasses, no entanto, tal caracterização é mais complexa, uma vez que as microestruturas formadas são alteradas pelo calor gerado nos passes subseqüentes. Consequentemente, a investigação dos fatores controladores da tenacidade da ZTA no caso de juntas multipasses, características, por exemplo, de união de aços na fabricação de plataformas offshore, adquire um maior grau de complexidade, comparativamente a uma situação em que se emprega somente um passe de soldagem (um ciclo térmico de soldagem somente).

(22)

Tais ciclos térmicos podem ser simples, simulando, por exemplo, diferentes regiões da ZTA de uma solda com um só passe, ou múltiplos, simulando os ciclos térmicos experimentados por uma dada região em uma soldagem multipasse. Embora não representem a situação real de juntas soldadas, as simulações são úteis para o entendimento dos fatores que controlam a tenacidade dessas juntas.

(23)

2

OBJETIVOS

O objetivo geral deste estudo foi estudar a microestrutura de distintas regiões da ZTA (zona termicamente afetada) de dois aços produzidos por diferentes rotas de processamento, através de simulação de ciclos térmicos de soldagem. Esse objetivo foi alcançado através dos seguintes objetivos específicos:

1) Desenvolvimento de metodologia confiável no equipamento simulador Gleeble para estudos na área de soldagem no Centro de Tecnologia Usiminas - Ipatinga.

2) Avaliação da influência do aporte térmico na formação de microestruturas formadas na região de grãos grosseiros da ZTA, na soldagem de passe único e de múltiplos passes;

3) Comparação de dois aços, avaliando a influência do carbono equivalente na formação de microestruturas formadas na região de grãos grosseiros da ZTA, na soldagem de passe único e de múltiplos passes;

(24)

3

REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

3.1– Aços para Plataformas Offshore

A exploração subaquática de petróleo foi iniciada no começo dos anos 20 no lago Maracaibo, na Venezuela, e no pós-guerra se expandiu para a área do Golfo do México, onde as primeiras plataformas offshore em mar aberto foram utilizadas(1). Estas plataformas representavam na época os principais desafios na aplicação de estruturas de aço, e com isso foram necessários certos cuidados para a garantia das propriedades dos materiais usados. Nestas construções, em que uma ótima integridade estrutural em situações climáticas extremas era necessária, a principal preocupação era com a ocorrência de fratura frágil em regiões críticas das plataformas. Como não havia ainda um grande conhecimento a respeito das condições extremas a que as plataformas estariam sujeitas, utilizou-se o conhecimento da indústria naval como base para o desenvolvimento destes aços.

Por volta da década de 70, poços de petróleo foram descobertos em regiões com maiores profundidades e com condições climáticas ainda mais extremas (baixa temperatura do mar e do ar, altos níveis de carregamento oriundos dos ventos e das ondas, correntes marítimas, condições extremas de fundação, etc), como no Mar do Norte, figura 3.1(2).

(25)

Desta forma, tornou-se necessário o desenvolvimento de novos materiais, muitas vezes de maiores espessuras e resistências, capazes de suportar estas condições. Com isso, baseado em experiências prévias, as atenções iniciais no desenvolvimento destes aços foram voltadas para a minimização do risco de fratura frágil em membros estruturais críticos e para a resistência à fadiga destas estruturas.

Para atividades em mares gelados e/ou profundos, como no Oceano Ártico, as estruturas para perfuração, produção e armazenamento precisam ter propriedades especiais. É importante que as estruturas em serviço em lugares com condições climáticas adversas, tenham segurança suficiente a temperaturas de projeto de –40 a –60ºC e sejam relativamente fáceis de serem reparadas, ou seja, que possuam boa soldabilidade.

Aço ou uma combinação de aço e concreto são, geralmente, os materiais mais utilizados na fabricação de plataformas utilizadas em mares abertos e profundos. A figura 3.2 mostra alguns exemplos de plataformas usadas pela indústria petrolífera mundial.

1 (a) jaqueta (b) gravidade (c) Tension leg

FIGURA 3.2 – Exemplos de plataformas usadas pela indústria petrolífera mundial(3).

Para sua utilização sob condições adversas, os aços necessitam de alguns requisitos fundamentais, tais como(4, 5):

 Resistência suficiente para opor-se às condições marítimas, o que é obtido através de aços com mais alta resistência e do aumento da espessura das chapas;

 Alta tenacidade para prevenir a ocorrência de fratura frágil à baixa temperatura tanto

(26)

 O aço deve ter excelente soldabilidade, ou seja, a estrutura deve ser facilmente

soldada durante sua fabricação ou reparo. Além disso, o aço deve possuir resistência à decoesão lamelar e ao trincamento por hidrogênio sob alta restrição;

 Manutenção de altas resistência mecânica e tenacidade mesmo após tratamento

térmico pós-soldagem;

 Alta resistência à fadiga;

 Propriedades uniformes ao longo da espessura;

 Homogeneidade microestrutural e de propriedades mecânicas;

 Excelente resistência à flexão e pequena deterioração na qualidade após fabricação;

 Resistência à corrosão.

Uma ampla faixa de aços C-Mn normalizados com limite de escoamento (variando de 210 a 450 N/mm2), que atendiam parcialmente às propriedades requeridas citadas acima, eram utilizados nas primeiras plataformas offshores fabricadas. Com a necessidade de aços com maiores resistência à fadiga e à fratura frágil a baixas temperaturas, novos graus de aços passaram a ser desenvolvidos, como os Graus BS 4360 50D e 50E que têm exigência mais rigorosa em ensaio ao impacto Charpy. Estes aços eram projetados como aços C-Mn acalmados ao silício e refinados com nióbio, tendo o seu carbono equivalente controlado e menor do que os dos aços anteriormente utilizados (Ceq < 0,43). Esses aços exibiam analogamente aos aços convencionais, microestrutura composta essencialmente de ferrita e perlita, porém com menores tamanhos de grãos, devido à presença de elementos microligantes, principalmente o nióbio. Além disso, existia, nesta época (no início da década de 1980), uma forte preocupação em reduzir a quantidade e as dimensões de inclusões nas chapas de aço, particularmente de sulfetos de manganês. Assim, níveis de enxofre começaram a ser controlados (<0,010% ao invés do anterior que era <0,050%), com o intuito de se evitar a ocorrência de decoesão lamelar(6).

(27)

passou a ser uma técnica amplamente utilizada, em conjunto com uma maior preocupação com a limpidez dos aços e com a modificação da morfologia de carbonetos deletérios à tenacidade. Passou-se, então, a se tratar os aços com alumínio e cálcio e a reduzir-se a quantidade de carbono na liga. Esta diminuição do teor de carbono nos aços e, consequentemente, do seu carbono equivalente, auxilia também em reduzir a propensão ao trincamento por hidrogênio, principalmente, devido à diminuição da dureza da ZTA (Zona Termicamente Afetada). Esses baixos teores de carbono para a época (0,12 a 0,18%), só foram possíveis a partir da fabricação dos aços por lingotamento contínuo e com tratamentos como desgaseificação à vácuo, agitação do banho com argônio ou desgaseificação por arco a vácuo(6).

(28)

FIGURA 3.3 – Relação entre o carbono equivalente e a resistência de uma chapa de aço HT50 (70 – 100mm de espessura)(2).

A título de exemplo, a tabela III.1 mostra uma composição química típica empregada para aços produzidos por tratamento termomecânico controlado, visando a obtenção de uma microestrutura bainítica refinada. Deve-se perceber o reduzido teor de carbono e o baixo valor de carbono equivalente desse aço. Desta forma, o aço, geralmente, apresenta boa tenacidade na ZTA mesmo após a soldagem com alto aporte térmico.

TABELA III.1 – Composição química típica de um aço com 355 MPa de limite de escoamento fabricado por tratamento termomecânico controlado para utilização em plataformas offshore(6).

C Mn Si P S Alsol Ni N Ti B N Ceq*

0,06 1,27 0,23 0,014 0,002 0,04 0,39 0,0032 0,010 0,0008 0,0032 0,30

* de acordo com a equação IIW

A normalização após laminação tem por objetivo a obtenção de uma microestrutura homogênea e refinada, resultando em melhoria da tenacidade em relação ao aço processado por laminação a quente convencional. A laminação controlada é um tratamento termomecânico, assim como a laminação convencional, geralmente dividido em duas etapas, denominadas de desbaste e acabamento. Na primeira etapa, de desbaste, o material é laminado a temperaturas acima da temperatura de não-recristalização (Tnr),

permitindo a ocorrência de recristalização estática plena no intervalo de tempo entre passes. Nessa etapa, ocorre um certo refino dos grãos austeníticos a cada recristalização sucessiva. Na segunda etapa, de acabamento, a deformação é conduzida abaixo da Tnr,

(29)

bastante encruada ao final da laminação. Nessa situação, tomam lugar três mecanismos que aumentam a taxa de nucleação durante a transformação e, conseqüentemente, promovem o refino da microestrutura final. O primeiro mecanismo é o aumento da área dos contornos dos grãos austeníticos. O segundo é o aumento do potencial de nucleação nos contornos devido à introdução de ressaltos (ledges). Por último, ocorre a formação de sítios adicionais de nucleação associados à subestrutura de deformação da austenita. Essas subestruturas, caracterizadas por uma elevada densidade de discordâncias emaranhadas, favorecem a nucleação devido ao seu campo de tensões. Os principais sítios desse tipo são as bandas de deformação e os contornos de maclas.

A figura 3.4 mostra uma representação esquemática do processo de laminação controlada. Nessa figura, a etapa 1 corresponde à etapa de desbaste, enquanto que o acabamento pode ser conduzido da forma mostrada nas etapas 2 ou 3. Observa-se, portanto, que o acabamento pode ser conduzido integralmente no campo austenítico (etapa 2) ou então ter os seus últimos passes conduzidos no campo bifásico (etapa 3).

FIGURA 3.4 – Representação esquemática do processo de laminação controlada.

(30)

resfriamento é interrompido e a chapa é resfriada ao ar até à temperatura ambiente, visando evitar a formação de martensita. O efeito mais direto do emprego do resfriamento acelerado é o aumento da resistência mecânica do aço a partir do refino do tamanho de grão ferrítico, endurecimento por precipitação mais efetivo, dentre outros.

Aços projetados para laminação controlada exibem adição de elementos microligantes, visando a obtenção de uma dispersão estável de partículas a elevadas temperaturas, tipicamente carbonitretos de nióbio e vanádio, Nb(CN) e V(CN), ou nitretos de titânio, TiN, os quais retardam a recristalização.

Aços microligados, geralmente, contêm mais que um elemento de liga com o intuito de se obter uma combinação de propriedades. O nióbio, o titânio e o vanádio podem agir como refinadores de grão e aumentar a resistência mecânica do aço por precipitação. O papel exato de cada elemento em um aço em particular é altamente dependente da composição química do aço e do tratamento termomecânico envolvido(5).

3.2– Colapso de estruturas soldadas

Uma junta soldada, de modo geral, pode apresentar variações geométricas ao longo do cordão. Além disso, a fabricação de uma junta gera alterações microestruturais e de propriedades mecânicas, além de, algumas vezes, causar descontinuidades físicas e metalúrgicas no material. Com isso, o comportamento deste material/estrutura em serviço pode ser comprometido. Regiões com grandes diferenças microestruturais, assim como com descontinuidades como trincas, mordeduras e poros podem reduzir a seção útil da região de solda ou atuar como concentradores de tensão e acelerar o desenvolvimento de trincas de fadiga ou a ocorrência de fratura frágil. Sendo assim, falhas nas regiões soldadas são mais prováveis do que em outras partes de uma estrutura ou componente(7).

(31)

forma resumida, abaixo. Uma discussão interessante e mais detalhada destes casos pode se encontrado na literatura(7, 8 e 9).

3.2.1 – Navios Liberty

Os navios da série Liberty foram navios de carga construídos nos Estados Unidos durante a segunda guerra mundial. Eram britânicos na concepção, mas foram adaptados pelos EUA para serem construídos de forma barata e rápida e simbolizavam o avanço industrial dos EUA em tempo de guerra. A figura 3.5 mostra uma fotografia do navio SS John W. Brown, um dos dois únicos navios da série Liberty ainda em operação(8). Dezoito estaleiros americanos construíram 2.751 navios Liberty entre 1941 e 1945, sendo este o maior número de navios produzidos de uma única série. Os imensos esforços para construir os navios, o número de navios construídos e o fato de que alguns dos navios sobreviverem por um tempo maior do que a sua vida de projeto original de cinco anos, torna-os assunto de muitos estudos.

FIGURA 3.5 – Fotografia do navio SS John W. Brown, um dos dois únicos navios da série Liberty ainda em operação(8).

(32)

que os problemas eram oriundos dos estaleiros que utilizavam mão de obra inexperiente, além de terem usado, freqüentemente, novas técnicas de soldagem para a época, visando produzir um grande número navios em pouco tempo. Porém, após algumas análises mais detalhadas realizadas por Constance Tipper, da Universidade de Cambridge(8), foi verificado que as fraturas não iniciaram exclusivamente nas juntas soldadas, mas preferivelmente no aço usado na fabricação dos navios, que sofreu fragilização. Esta pesquisadora descobriu que os navios Liberty, no Atlântico Norte, estiveram expostos a temperaturas baixas o suficiente para mudar o mecanismo de falha dos aços de dúctil para frágil quando solicitados ao impacto e, assim, o casco dos navios poderia fraturar de modo relativamente fácil. As construções predominantemente soldadas (ao invés de rebitadas) dos cascos dos navios permitiram então que as trincas se propagassem por grandes distâncias de forma mais fácil. Um tipo comum de trinca ocorria a partir canto quadrado de uma escotilha que coincidia com uma junta soldada, pois o canto e a solda atuavam como concentradores de tensão.

FIGURA 3.6 – Fotografia de um navio da série Liberty partido ao meio após fratura frágil(8).

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navios Victory, foi construída de forma mais resistente e rígida, evitando problemas relativos à fratura frágil e à fadiga.

3.2.2 – O Desastre da Plataforma Alexander Kielland

Em 1980, a plataforma de perfuração Alexander Kielland, convertida para plataforma de acomodação, figura 3.7, localizada no Mar do Norte, emborcou matando 123 das 212 pessoas a bordo.

FIGURA 3.7 – Fotografia da plataforma Alexander Kielland antes do desastre(9).

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FIGURA 3.8 – Representação esquemática da região que colapsou na plataforma Alexander Kielland com maiores detalhes. A treliça D-6 é a que contém o sonar soldado e onde originou o colapso de toda a estrutura(9).

Após diversas análises das estruturas que trincaram, chegou-se a algumas conclusões:

 A quantidade considerável de decoesão lamelar na chapa conformada e a grande

quantidade de trincas na raiz da solda a topo, contribuíram para sua fragilização. Isto, junto com o aumento da concentração de tensões devido a um furo na treliça D-6 para entrada de água visando o aumento da rigidez da estrutura, induziu um trincamento ou causou o crescimento de trincas preexistentes em torno da periferia da solda em ângulo na chapa conformada do sonar, ou seja, na treliça D-6.

 A má qualidade da solda em ângulo contribuiu para a redução da resistência à fadiga

da junta soldada.

 A alta taxa de resfriamento da solda em ângulo, a dissolução de NbC e o

crescimento de grão na região de grãos grosseiros da ZTA da treliça D-6 auxiliaram na formação de condições favoráveis para o trincamento à frio.

 O aumento da concentração de tensões devido a fragilização da chapa conformada

(35)

FIGURA 3.9 – Treliça D-6 após falha(9).

3.2.3 – Ensaios para a determinação da tenacidade à fratura

Para a indústria naval, a tenacidade a fratura dos aços é geralmente avaliada através da determinação da temperatura de transição dúctil-frágil no ensaio de impacto Charpy. Esta metodologia, entretanto, pode não ser muito relevante para estruturas de plataformas offshore, principalmente, devido à diferença de propriedades dos aços utilizados por estas indústrias. Além disso, não somente o material base, mas toda a estrutura soldada (metal base, ZTA e metal de solda) devem ser testados, e o ensaio de impacto Charpy não é o ensaio mais sensível para regiões de solda por diversas razões, como: i) heterogeneidade de microestrutura da região de solda; ii) grande espalhamento dos resultados e iii) falta de uma correlação direta com o comportamento em serviço. Assim, o ensaio Charpy não se apresenta como um método seguro para prever a ocorrência de fratura frágil em estruturas soldadas de aços de alta resistência (LE > 450 MPa)(10).

Os critérios mais utilizados por pesquisadores para a prevenção e estudo da fratura frágil em plataformas offshore são os baseados nos princípios da mecânica da fratura. Uma metodologia utilizada com este fim é a do ensaio de CTOD, que não é objeto de interesse neste estudo.

(36)

ensaios, além do CTOD, que também podem ser utilizados com este fim, como o de K1c

e o de Integral J, que não serão detalhados neste estudo.

Para atingir alguns requisitos básicos do ponto de vista da tenacidade à fratura, os aços devem, como já comentado na seção anterior, possuir pequenos tamanhos de grãos e se necessário, serem tratados termicamente. Além disso, para aços de maior resistência, estes devem possuir, também, uma microestrutura mais complexa.

Os valores de impacto Charpy requisitados para plataformas offshore são geralmente em torno de 27 J a temperatura de 0 até –60ºC, dependendo das condições de serviço da plataforma(4).

A composição química e a microestrutura do metal de solda e da ZTA são de grande importância na tenacidade à fratura de regiões soldadas. Sendo assim, a seção a seguir mostrará, de forma sucinta, informações relevantes sobre as possíveis microestruturas encontradas na ZTA de aços microligados de alta resistência e baixa liga.

3.3– Microestruturas da ZTA

3.3.1 Regiões da ZTA

Quando há a união de metais por processos de soldagem por fusão, ocorre o aquecimento e, consequentemente, a fusão localizada destes materiais, seguido por um rápido resfriamento sob condições de restrição imposta pela geometria da junta. Como resultado, a microestrutura original e as propriedades do metal na região próxima do metal de solda são modificadas. Esta parte transformada do metal de base, que não chega a ser fundida, é usualmente conhecida como zona termicamente afetada (ZTA).

(37)

FIGURA 3.10 – Diagrama esquemático das várias regiões da zona termicamente afetada de um aço com 0,15%C(9).

Região de Grãos Grosseiros (GGZTA)(1100 a 1400ºC): localizada junto à linha de

fusão e submetida a temperatura de pico superior, geralmente, a 1100ºC. É caracterizada por um grande tamanho de grão austenítico. A microestrutura final desta região depende da composição química do aço e do ciclo térmico de soldagem empregado (sua velocidade de resfriamento). Considerando apenas a composição química, aços com baixo carbono equivalente, geralmente, tendem a apresentar ferrita no contorno de grão (ferrita alotriomórfica) como principal constituinte. Com o aumento do teor de elementos de liga e, consequentemente, do carbono equivalente, produtos de transformação formados a temperaturas mais baixas, como a ferrita de Widmanstatten tendem a ocorrer. Já para aços mais ligados, esta subzona é caracterizada, basicamente, por uma microestrutura bainítica e/ou martensítica, em função do aumento de temperabilidade da região devido ao aumento do seu tamanho de grão austenítico. Esta tende a ser a região mais problemática da ZTA, quando da soldagem em único passe, podendo apresentar dureza elevada, perda da tenacidade e ser um local susceptível à formação de trincas. Quanto maior o teor de carbono e o carbono equivalente, mais sujeita a problemas estará esta região(9,11,12).

Região de Grãos Refinados (GRZTA) (900 a 1100ºC): região em que a temperatura

de pico varia entre 1100ºC e a temperatura Ac3. A temperatura de pico nesta região não

permite que a austenita formada cresça consideravelmente, e o tamanho de grão após o Metal Fundido

Zona de Trasição Sól.-Liq.

Região de Grãos Grosseiros

Região de Grãos Refinados

Região Intercrítica

Região Subcrítica

Metal Base não Afetado

Líquido

Líquido

(38)

resfriamento se torna pequeno. Além disso, os carbonetos, nesta região, não são facilmente dissolvidos. Em aços baixo carbono, uma estrutura muito fina de ferrita e carbonetos e de difícil resolução por microscopia ótica tende a se formar nesta região, dependendo do aporte térmico, da espessura da chapa, etc. Consequentemente, esta região com granulação fina, não é em geral uma região problemática na ZTA dos aços(9,11,12).

Região Intercrítica (ICZTA) (700 a 900ºC): apresenta transformação parcial de sua

estrutura original e é submetida a temperatura de pico entre Ac3 e Ac1. Em alguns casos,

constituintes de elevada dureza e baixa tenacidade podem ser verificados nesta região, dependendo da taxa de resfriamento e da composição química do aço. Perlita, bainita superior, martensita autorevenida ou de alto carbono são microestruturas típicas da decomposição da austenita nesta região(9, 11, 12).

Região Subcrítica (SCZTA) (< 700ºC): é a região do metal base aquecida a

temperaturas inferiores a Ac1. Esta região pode ser revenida e, consequentemente,

apresentar queda da resistência mecânica ou dureza, em relação ao metal base. Alguns aços podem apresentar envelhecimento dinâmico nesta região. A menor temperatura de pico verificada nesta zona é em torno de 500ºC, uma vez que nenhuma mudança metalúrgica importante ocorre abaixo desta temperatura, para os tempos de permanência obtidos através de ciclo térmicos associados a condições usuais de soldagem(9,11,12).

3.3.2 Produtos de Transformação da Austenita

(39)

limitará à ferrita e à bainita, uma vez que são os principais constituintes que afetam a tenacidade da ZTA. A perlita e a martensita são microconstituintes extensamente discutidos na literatura.

Ferrita

Todas as informações citadas dentro deste item sobre os diferentes tipos de ferrita foram retiradas do estudo de Alé(13), que fez uma revisão bem abrangente e aprofundada sobre estas microestruturas. Nas seções abaixo será dada uma maior ênfase aos aspectos morfológicos dos constituintes. Caso haja um maior interesse sobre aspectos específicos, como mecanismos de transformação, relações de orientação, nucleação e crescimento, dentre outros, recomenda-se a leitura do trabalho supracitado.

No estudo da formação da ferrita em aços C-Mn, DUBÉ observou que as várias formas em que a ferrita se desenvolvia podiam ser classificadas em algumas poucas morfologias. Outros pesquisadores, posteriormente, ampliaram esta classificação, porém para morfologias observadas na ZTA a classificação original de DUBÉ pode considerada a mais adequada:

 Ferrita alotriomórfica, mais conhecida como ferrita de contorno de grão.

 Ferrita idiomórfica, mais conhecida como ferrita poligonal.

 Placas laterais de ferrita de Widmanstatten.

 Placas intragranulares de ferrita de Widmanstatten.

As ferritas alotriomórfica e idiomórfica são conhecidos, geralmente, como ferrita proeutetóide, pois se formam sempre acima da temperatura eutetóide.

Ferrita de Contorno de Grão (Alotriomórfica)

(40)

adjacentes, que se encontraram após o crescimento, dá a nítida impressão da presença de longos monocristais. A figura 3.11 mostra uma microestrutura da zona fundida com grande presença de ferrita de contornos de grão (região mais clara).

FIGURA 3.11 – Micrografia típica de ferrita de contorno de grão (região mais clara).

Ferrita Poligonal (Idiomórfica)

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FIGURA 3.12 – Micrografia típica de ferrita poligonal nucleada totalmente no interior do grão austenítico (algumas regiões clara)(14).

Ferrita de Widmanstatten

Para temperaturas de transformação mais baixas, as ferritas de contorno de grão e poligonal tendem a ser substituídas respectivamente por placas laterais e placas intragranulares de ferrita, conhecidas como ferrita de Widmanstatten.

Existem duas principais correntes de pensamento que descrevem o mecanismo de formação deste constituinte: uma considera que a transformação é de caráter difusional e a outra de caráter de deslocamento.

(42)

FIGURA 3.13 – Micrografia típica do início da formação da ferrita de Widmanstatten nucleada em uma ferrita alotriomórfica preexistente.(15)

A ferrita de Widmanstatten apresenta, em relação ao grão de austenita prévia, a mesma relação de orientação que a ferrita de contorno de grão. Isto explica a ausência de um contorno visível entre as placas laterais de ferrita e a ferrita de contorno de grão.

Embora morfologicamente a ferrita de Widmanstatten se assemelhe à bainita superior, de acordo com LIU et alii, citados por Alé(13), estas apresentam diferentes relações de orientação cristalina com a austenita e subestrutura. Essa diferença, entretanto, pode ser observada mais claramente apenas através de microscopia eletrônica de transmissão, onde a densidade de discordâncias no interior das ripas diferencia a ferrita Widmanstatten da bainita superior, que apresenta maior densidade de discordâncias. Alé(13) cita que outra característica que auxilia na diferenciação entre estes microconstituintes é a ausência de carbonetos precipitados na ferrita de Widmanstatten. A segunda fase observada entre as placas de ferrita, a qual confere a este constituinte uma semelhança com a bainita superior, é oriunda da austenita que pode ficar retida durante o crescimento da ferrita. Dependendo da composição química e do ciclo térmico esta austenita pode permanecer estável à temperatura ambiente ou transformar-se em martensita ou em ferrita e carbonetos.

Ferrita Acicular

(43)

Morfologicamente, é uma microestrutura composta de placas lenticulares finas de ferrita não paralelas, separadas por contornos de alto ângulo, cujo mecanismo de crescimento não é bem estabelecido, figura 3.14. As dimensões das placas são tipicamente em torno de 10 m de comprimento e 1 m de largura, sendo desta forma a razão de aspecto verdadeira, geralmente, menor do que 0,1. Aparentemente, a ferrita acicular nucleia intragranularmente em inclusões, principalmente de TiO, e está associada a tamanhos de grão austenítico grandes, o que justifica o fato de ser um constituinte comumente observado em metais de solda ferríticos. Alé(13) cita que na ZTA, a importância da ferrita acicular era reduzida até o surgimento de aços com adição de titânio e boro ou aços TiO que foram desenvolvidos para apresentarem, após soldagem, ferrita acicular na zona de grãos grosseiros.

FIGURA 3.14 – Placas de ferrita acicular em um metal de solda, observados em microscópio eletrônico de transmissão (réplica).

Além da nucleação a partir de inclusões, a ferrita acicular pode nuclear também na ferrita de contorno de grão (alotriomórfica) ou na ferrita de Widmanstatten. Porém, devido ao grande tamanho de grão austenítico associado à sua formação, em geral, a nucleação intragranular em inclusões deve representar o estágio inicial de formação deste constituinte.

(44)

A ferrita acicular pode ser considerada uma bainita ou uma ferrita de Widmanstatten nucleada intragranularmente, sendo que a sua diferença morfológica com relação a estes constituintes pode ser explicada pelo respectivo sítio de nucleação. Alguns autores(16) sugerem que as placas individuais de ferrita são, na realidade, a ferrita de Widmanstatten nucleada intragranularmente, desde que nenhuma precipitação de carbonetos é observada no contorno ou mesmo no interior das placas, como seria esperado se a reação fosse do tipo bainítica.

Bainita

Por definição, bainita é um microconstituinte que consiste de uma matriz ferrítica na forma de ripas com alta densidade de discordâncias, separadas por contornos de baixo ângulo, em geral, mas não necessariamente, associados com carbonetos, onde o tamanho e a forma das ripas e dos carbonetos dependem da temperatura de formação(17).

As características da bainita mudam com a redução da temperatura de transformação. A bainita é subdividida em vários tipos e várias formas. Reynolds dividiu a bainita em 6 tipos diferentes(16). A figura 3.15 mostra a representação esquemática de dois tipos destes constituintes, figura 3.15 (a) e (b). Estes são os mais amplamente conhecidos: bainita superior e bainita inferior, respectivamente.

A bainita superior, figura 3.95 (a), é formada por feixes ou ripas paralelas de ferrita com cementita descontinuada precipitada entre as ripas, sempre nucleadas em contornos de grãos, inclusões e às vezes em maclas. Durante o crescimento das ripas de ferrita, ocorre a difusão de carbono para os contornos das ripas, onde se precipitam na forma de carbonetos alongados.

FIGURA 3.15 – Diferentes morfologias de bainita, segundo Reynolds(17). (a)

(45)

Se uma certa quantidade de elementos de liga, como, por exemplo, silício ou alumínio, que retardam a formação da cementita é adicionada ao aço, é possível suprimir a formação da cementita. A bainita superior será constituída por ferrita bainítica e austenita retida enriquecida de carbono. Esta bainita também pode conter martensita se ocorrer a decomposição da austenita residual no resfriamento até a temperatura ambiente(17).

Já na figura 3.15 (b) é mostrada a representação esquemática da bainita inferior, que é mais acicular que a superior e apresenta uma morfologia semelhante à da martensita. A diferença principal entre a bainita superior e a inferior, é que na inferior ocorre precipitação de carbonetos no interior da ferrita. Esses carbonetos são geralmente cementita, porém dependendo do percentual de elementos de liga, pode ocorrer a formação de carbonetos diversos(17).

Na bainita inferior também ocorre precipitação de carbonetos finos entre as ripas de ferrita, porém em número muito pequeno quando comparado com a bainita superior. Uma conseqüência importante é que a bainita inferior usualmente apresenta maior tenacidade que a bainita superior além de possuir maior resistência mecânica. Os carbonetos grosseiros de cementita na bainita superior possuem tendência a serem pontos de nucleação de microcavidades e de trincas de clivagem(16).

(46)

(a) (b)

FIGURA 3.16 – Bainita granular em um aço 0,15C-2,25Cr-0,5Mo (a) Micrografia ótica; (b) micrografia eletrônica de transmissão(16).

Constituinte M-A

O constituinte M-A é formado em regiões de dimensões microscópicas presentes nos aços baixa liga, constituídas de austenita estabilizada. Quando a presença destas “ilhas” de austenita é considerável e apresenta frações elevadas de martensita, sua denominação é constituinte Martensita-Austenita (M-A)(17).

O constituinte M-A foi verificado pela primeira vez em conjunto com a bainita granular por Habraken, citado por Silva(17). Juntamente com a formação dessa bainita granular surge o constituinte M-A, tendo em vista que este constituinte está altamente relacionado à formação de estrutura bainítica. Entretanto, pode algumas vezes aparecer em aços que não possuem bainita.

(47)

Em relação a sua morfologia, o constituinte M-A pode ser dividido em dois tipos: o alongado e o massivo (poligonal). O termo massivo não está relacionado à transformação massiva, que pode ocorrer quando a austenita de aços ultra-baixo-carbono é transformada em ferrita massiva sob altas taxas de resfriamento. Esta transformação ocorre sem mudança da composição química dos constituintes. O resfriamento deve ser rápido o suficiente para prevenir a partição do carbono entre a austenita e a ferrita durante a transformação de fase. Sendo assim, a transformação que produz esta ferrita massiva coalescida é conhecida como transformação massiva.

A formação do constituinte M-A está, também, diretamente ligada à composição química. Por exemplo, sabe-se que teores de manganês superiores a 1,6% tendem a aumentar a fração volumétrica de constituinte M-A. Sua formação se dá em um intervalo relativamente grande de temperaturas, e sob taxas de resfriamento correntemente encontradas na prática de fabricação de aços, e em soldagem(17).

3.3.3 Terminologia dos Constituintes da ZTA

A tenacidade da junta soldada é fortemente influenciada pelo tipo de microestrutura formado nesta zona. Desta forma, no final dos anos oitenta e início dos anos noventa, a unificação da terminologia dos diversos constituintes desta região passou a ser de grande interesse, uma vez que havia a necessidade de se evitar ambigüidades na comparação dos resultados obtidos por diferentes pesquisadores.

(48)

TABELA III.2 – Comparação da classificação dos diferentes produtos de transformação da austenita, entre o TWI e os pesquisadores da área de transformação de fase (18).

TWI Pesquisadores da área de

transformação de fase

Martensita Martensita

Bainita Inferior

Ferrita com MAC (alinhada e não alinhada)

Ferrita de Widmanstatten Estrutura Granular

Bainita Superior Bainita Inferior Bainita Granular Ferrita de Widmanstatten

Intragranular Ferrita Acicular

Ferrita Pró-Eutetoide Ferrita de contorno de grão Ferrita Poligonal Perlita

Perlita Agregado Ferrita-Carboneto

(49)

TABELA III.3 – Nomenclatura utilizada por diferentes pesquisadores para os constituintes da ZTA(18)

The Welding Institute

Martensita

Ferrita com MAC Ferrita de Widmanstatten

Intragranular

Ferrita

Pró-Eutetóide Perlita

Agregado Ferrita Carbeto Alinhado Não

Alinhado

Davey Martensita

Ferrita com MAC Ferrita de Widmanstatten Intragranular Ferrita Pró-Eutetóide Agregado Ferrita Carbeto Alinhado Não

Alinhado

Gittos e

Dolby Martensita

Placas de Ferrita

Ferrita Pró-Eutetóide

Ferrita com Carbetos Interfásicos Laterais de Widmanstatten

Intragranular

Dolby Martensita Bainita Superior

Ferrita de Widmanstatten Intragranular Ferrita Pró-Eutetóide Agregado Ferrita Carbeto Bainita Inferior (b) Thaulow

e outros Martensita

Bainita Inferior (a)

Bainita Superior

Ferrita

Poligonal Perlita Placas Laterais de

Ferrita Placas de Ferrita acicular Intragranular Grong e Akselsen

Martensita e Bainita Inferior

Placas Laterais de Ferrita

Ferrita Acicular

Ferrita

Pró-Eutetóide Perlita Ferrita de

Widmanstatten e Bainita Superior

(a) A bainita inferior não é relacionada na classificação proposta pelos autores, porém é mencionada ao longo do trabalho

(b) As descrições fornecidas pelo autor foram insuficientes para agrupar estes constituintes com relação a classificação da referência.

A terminologia empregada por Alé, Jorge e Rebello(18), ilustrada nas figuras de 3.17(a) até 3.17(f), é descrita abaixo:

i) Martensita (M) (figuras 3. 17(a) e (b)) - constituinte que se forma em baixas

temperaturas de transformação e sob altas taxas de resfriamento. É promovido pelo aumento do teor de elementos de liga, embora possa ser encontrado em aços C-Mn comuns soldados com baixo aporte de calor.

ii) Ferrita com segunda fase (AC) (figuras 3. 17(b), (c) (d) e (e)) - geralmente é o

constituinte mais observado em aços C-Mn, ocorrendo numa ampla faixa de aportes de calor. A segunda fase, que pode ser martensita, austenita, carboneto e/ou ferrita e carboneto, se apresenta alinhada ou não alinhada. Contudo, a presença ou não do alinhamento provavelmente está relacionada à seção de corte.

iii) Ferrita de Widmanstatten intragranular (FN) (figura 3. 17(c) e (e))

(50)

Widmanstatten apresentam uma menor razão de aspecto que as da ferrita com MAC.

iv) Ferrita proeutetóide (FP) (figuras 3. 17(e) e (f)) - constituinte freqüentemente

formado nos contornos de grãos austeníticos, especialmente em soldagens com alto aporte de calor. É o primeiro produto de transformação a se formar na ZTA, podendo ser suprimido com a adição de elementos de liga que baixam a temperatura de decomposição da austenita.

v) Perlita (P) (figura 3. 17(f)) - constituinte geralmente encontrado em associação

com a ferrita proeutetóide, formado quando da utilização de aportes de calor muito elevados.

vi) Agregado ferrita-carboneto (FC) (figura 3. 17(f)) - constituinte formado fora

dos contornos de grãos austeníticos. Apresenta uma estrutura interna cuja resolução fica abaixo da obtida por microscopia ótica. A maiores aumentos aparece como uma dispersão de carbonetos na ferrita.

Comparando a terminologia proposta pelo TWI com aquela normalmente adotada pelos pesquisadores da área de transformação de fase, verifica-se que, a primeira, ao se basear na morfologia e utilizar somente a microscopia ótica, não faz muitas vezes distinção de constituintes formados a diferentes temperaturas de transformação.

(51)

(a) (b)

(c) (d)

(e) (f)

(52)

3.3.4 Regiões da ZTA em soldagem de múltiplos passes

Na soldagem de múltiplos passes, realizada principalmente em aços de grande espessura, as diferentes regiões da junta são submetidas a ciclos térmicos múltiplos, como visto na figura 3.18. Desta forma, a estrutura resultante será de maior complexidade devido à influência de cada passe sobre as zonas fundidas e sobre as ZTA´s oriundas dos passes anteriores. Uma representação esquemática de zonas afetadas pelo calor para um passe de soldagem e vários passes em aços de baixo carbono pode ser vista na figura 3.19. Já a figura 3.20 mostra uma seção transversal de uma solda de múltiplos passes(7). Nesta seção, apenas os efeitos na ZTA serão discutidos, uma vez que os efeitos de múltiplos passes na zona fundida não são foco deste estudo.

(53)

FIGURA 3.19 – Representação esquemática de junta obtida na soldagem com um passe e com vários passe. (a) um passe (b) dois passes (c) três passes(19).

FIGURA 3.20 – Seção transversal (macrografia) de uma solda real de vários passes(7).

Easterling(9) afirma que é possível se obter refino microestrutural, melhora na tenacidade e redução nas tensões residuais em soldagens de múltiplos passes, comparativamente a soldagens realizadas com passe único. As seguintes razões são apontadas pelo autor:

1. Cada ciclo térmico de solda subseqüente refina efetivamente os grãos ou normaliza parte do metal de solda prévio;

2. A energia de soldagem por cordão de solda é diminuída de tal modo que o total do crescimento de grão é, consequentemente, reduzido;

ZTA aquecida a temperaturas intercríticas

Região de grãos refinados

Região de grãos grosseiros ZTA aquecida a temperaturas subcríticas

Região de Grãos Grosseiros

Região de Grãos Grosseiros reaquecida intercriticamente

Região de Grãos Grosseiros reaquecida subcriticamente

Região de Grãos Refinados

Região Intercrítica

Ramés

Metal de solda

Linha de fusão

(54)

3. O cordão de solda prévio pode promover um pré-aquecimento que tende a aumentar o tempo de resfriamento da ZTA;

4. Cordões de solda subseqüentes tendem a gerar um alívio de tensões no passe prévio e na ZTA.

De modo geral, o principal efeito do reaquecimento da ZTA é o refino da microestrutura do passe prévio e, consequentemente, isto é benéfico para a tenacidade da junta. Este fenômeno ocorre em um grande volume da ZTA reaquecida, e se dá em regiões que não atingem temperaturas de pico (no primeiro e/ou no segundo ciclo térmico) que propiciem o crescimento do grão austenítico. Entretanto, uma pequena parte da ZTA é submetida a mais altas temperaturas de pico durante algum dos ciclos térmicos, o que faz com que estas regiões possam apresentar queda da tenacidade, devido à formação de zonas frágeis localizadas (ZFL´s), que será visto em seções posteriores.

A seguir é mostrada uma explicação sucinta da formação de quatro possíveis sub-regiões oriundas de sub-regiões da ZTA submetidas primeiramente a um ciclo térmico com altas temperaturas de pico (suficientes para o crescimento grão austenítico). Estas regiões são, em conjunto com as regiões da ZTA em soldagem de um único passe, as mais importantes em termos de tenacidade e, portanto, serão foco deste estudo.

(55)

FIGURA 3.21 – Representação esquemática da microestrutura da ZTA durante uma soldagem de múltiplos passes como função da temperatura máxima de ciclos de soldagem sucessivos(19).

Região de Grãos Grosseiros Reaquecida Subcriticamente (SCGGZTA)

É a região da ZTA em uma soldagem de múltiplos passes que foi submetida a dois ciclos térmicos de soldagem, consistindo de um aquecimento inicial acima da temperatura necessária para o crescimento de grão austenítico, seguido por um reaquecimento a temperaturas abaixo de Ac1 (por exemplo um aquecimento acima de

1200ºC e um segundo ciclo abaixo de 720ºC), figura 3. 21-A. No primeiro ciclo térmico, devido às altas temperaturas atingidas, e consequentemente aos grandes tamanhos de grãos austeníticos, que por sua vez aumentam a temperabilidade desta região, os produtos típicos de transformação da austenita formados nesta região são a martensita, bainita superior e inferior ou ferrita de Widmanstatten. Estas microestruturas são, então, no segundo ciclo térmico, revenidas, sendo a extensão deste revenimento dependente da temperatura de pico do segundo ciclo térmico, da natureza dos produtos de transformação e da cinética de precipitação dos carbonetos.

Região de Grãos Grosseiros Reaquecida Intercriticamente (ICGGZTA)

É a região da ZTA em uma soldagem de múltiplos passes que foi submetida a um aquecimento inicial acima da temperatura necessária para o crescimento de grão austenítico, seguido por um subsequente reaquecimento a temperaturas entre Ac1 e Ac3

Imagem

FIGURA 3.1  – Distribuição  de  recursos  petrolíferos  em  áreas  de  mar  gelado  no  hemisfério norte no ano de 1984 (2)
FIGURA 3.2  – Exemplos de plataformas usadas pela indústria petrolífera mundial (3) .
FIGURA 3.10  – Diagrama esquemático das várias regiões da zona termicamente afetada  de um aço com 0,15%C (9)
FIGURA 3.12  – Micrografia típica de ferrita poligonal nucleada totalmente no interior  do grão austenítico (algumas regiões clara) (14)
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Referências

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